EP1025268A1 - Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech mit geringem ummagnetisierungsverlust und hoher polarisation - Google Patents

Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech mit geringem ummagnetisierungsverlust und hoher polarisation

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EP1025268A1
EP1025268A1 EP98945320A EP98945320A EP1025268A1 EP 1025268 A1 EP1025268 A1 EP 1025268A1 EP 98945320 A EP98945320 A EP 98945320A EP 98945320 A EP98945320 A EP 98945320A EP 1025268 A1 EP1025268 A1 EP 1025268A1
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EP
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strip
thickness
hot
rolled
annealing
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Hans Pircher
Rudolf Kawalla
Manfred Espenhahn
Andreas Böttcher
Klaus Günther
Hans Huneus
Carl-Dieter Wuppermann
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ThyssenKrupp Stahl AG
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing grain-oriented electrical sheet with low magnetic loss and high polarization.
  • Steels with 2.5 to 4.0% Si, 0.010 to 0.100% C, up to 0.150% Mn, up to 0.065% AI and up to 0.0150% N, as well as, are used to produce grain-oriented electrical sheets (K0 sheet) each optionally 0.010 to 0.3% Cu, up to 0.060% S, up to 0.100% P, up to 0.2% As, Sn, Sb, Te, and Bi, the rest iron and unavoidable impurities melted and poured off.
  • the solidified strands with thicknesses of 25 to 100 mm are cut into thin slabs without cooling below 700 ° C and homogeneously heated to a temperature of up to 1170 ° C in a compensating furnace in line, the residence time being up to a maximum of 60 min .
  • These homogeneously heated thin slabs are then continuously rolled and coiled into hot strip with a thickness of 0.5 to 3.0 mm in a multi-stand hot rolling mill.
  • the hot strip is optionally annealed.
  • the hot strip treated in this way is cold rolled in one or more passes to a finished strip thickness of 0.15 to 0.50 mm.
  • the cold strip is annealed to recrystallize and decarburize.
  • it is isolated in a final annealing and relieved of internal residual stresses.
  • Grain-oriented electrical sheets are used in particular in power transformers to guide the magnetic flux. Therefore, the lowest possible magnetization losses and the highest possible polarization values are necessary. For this purpose, a very sharp cast texture is created in grain-oriented electrical sheets, which means that very good magnetic properties are achieved along the rolling direction as the preferred magnetic direction.
  • the high slab thickness of the conventional continuous casting process proves to be Particularly disadvantageous because it causes high and inhomogeneous temperature gradients when the slabs are reheated, which lead to high internal stresses.
  • slabs for KO sheet metal usually have to be stored in a heated holding furnace at temperatures of 100 ... 500 ° C, for example.
  • the disadvantages of this way of working are the increased energy expenditure and the complication and cost of the processing process.
  • the slabs produced using the conventional continuous casting process are then used in a pusher furnace, a walking beam furnace or in an aggregate with the same effect and heated to sufficiently high temperatures so that good hot formability is achieved.
  • Hot rolling then usually takes place in two steps: The slabs, which are 100 to 300 mm thick, are first cut to a thickness of approx. Pre-rolled 30 to 60 mm. This roughing is often done in reversing stands. The pre-slabs are then rolled out continuously in a multi-frame finishing line to form hot strip in thicknesses of 2.0 to 6.0 mm.
  • KO-sheet which is manufactured according to the conventional method, has the special feature that heating the slabs to temperatures up to 1400 ° C is absolutely necessary to dissolve foreign phase particles in the slab so that they are finely dispersed in the subsequent hot rolling can be
  • these particles are mainly Mn sulfides or Mn selenides
  • Another method uses Al nitrides (US 3 159 511; US 3 287 183).
  • MnSe and MnSb (DE 23 51 141 A) are generated.
  • other nitrides such as VN, (Al, Si) N, ... (DE 19 20 666 A, EP 0 219 611) and sulfides such as Cu 2 S, TiS, CrS, ... (EP 0 619 376 AI, DE 23 48 249 A).
  • the general task of these particles is to block the movement of grain boundaries in the subsequent manufacturing steps until secondary recrystallization and thus to inhibit normal grain growth during various annealing treatments.
  • the precipitations in conventional continuous casting are usually so coarse that there are practically no particles below a size of 100 nm.
  • the coarse particles must therefore be dissolved during the slab preheating.
  • annealing temperatures of up to approx. 1400 ° C are required.
  • the particles are separated out again in the desired manner.
  • the slabs can be heated to the high temperature required to dissolve the particles acting as grain growth inhibitors either directly in one oven or in two ovens in succession. in the in the latter case, the slabs are heated, for example, to 1250 ° C. in the first furnace, then to temperatures of up to 1400 ° C. Although it complicates the process and makes it more expensive, it has proven advantageous for the magnetic properties of the finished product to carry out a first hot forming of the slab ("Prerollmg") between these two stages in order to homogenize and refine its structure (EP 0 193 373 Bl ).
  • Prerollmg a first hot forming of the slab
  • the high slab preheating temperature required for the formation of the inhibitor phase complicates and increases the cost of the production process for the hot strip for KO sheet metal because investments are required for special, complex high-temperature furnaces, because the liquid scale that occurs on silicon steel slabs above 1350 ° C damages the furnace hearth and this is associated with injuries on the underside of the slab, which cause output losses.
  • the optional intermediate prerolling also makes production more expensive and displaces capacity that could be used to manufacture other flat steel products.
  • MnS or MnSe particles have only a limited effect on grain growth inhibition. It must only be countered by a correspondingly adjusted driving force for grain enlargement, so that the desired Goss selection process can take place at the right moment during the secondary crystallization. This means that the degree of deformation in the last cold rolling stage to the final thickness must not be too great.
  • the most favorable reduction in thickness m of this cold rolling stage of the Si steel inhibited with MnS or MnSe is 40 ... 60%. Since the hot strip thickness is difficult with the conventional hot rolling technology without quality and Output losses must be reduced to below 2.0 mm, the optimum degree of deformation during cold rolling to final thickness must be achieved by rolling in several stages, between which there is a recrystallizing intermediate annealing.
  • the KO sheet that can be produced in this complex way has misalignment angles of up to approx. 10 ° with respect to the exact cast position.
  • Hi-B process US Pat. No. 3,159,511, US Pat. No. 3,287,183
  • AIN particles in addition to MnS, AIN particles as a further inhibitor phase
  • high slab heating temperatures e.g. 1400 ° C are required.
  • the A1N is not yet in a suitably finely dispersed particle distribution, but only achieves this by precipitation annealing of the hot strip with subsequent quenching.
  • the internal nature of the hot strip with regard to its chemical composition, the formation of its grain structure and the morphology of its second phase components must therefore be such that it has the ability to separate A1N inhibitor phase particles.
  • the grain growth inhibition is increased overall by the AIN particles.
  • the method according to EP 0 219 611 works entirely without sulfidic inhibitors.
  • the S content can therefore be reduced to trace levels.
  • the slab preheating temperature is particularly low with values below 1200 ° C. It is not possible to form a sufficiently effective inhibitor phase that is already available in the hot strip.
  • Such a hot strip produced by the conventional continuous casting technique also does not have the ability to form the corresponding inhibitor phase by means of a precipitation annealing.
  • the inhibitor AIN is therefore formed by nitriding the strip cold-rolled to the finished strip thickness before the high-temperature annealing.
  • Various methods are specified in EP 0 321 695 B1 with which such a nitriding process can be carried out.
  • Another method uses Cu sulfides as inhibitors. These have a significantly lower solubility temperature and faster solubility kinetics than AIN and MnS. The inhibitor formation does not yet take place during hot rolling in the right way, however, the hot strip produced by this method has the ability to excrete Cu sulfide inhibitor particles. These are generated during a precipitation annealing treatment of the hot rolled strip.
  • One of the main problems is to achieve suitable microstructure and precipitation structures during solidification in the small thicknesses and in the subsequent cooling, which, after further cold forming and heat treatment, give rise to a sharp cast texture in the finished product, so that its magnetic properties are competitive with the grain-oriented electrical sheet produced using conventional continuous casting technology (EP 0 390 160 Bl, EP 0 540 405 Bl).
  • the invention has for its object to overcome disadvantages of conventional production methods and to use the economic advantages of thin slab casting also for grain-oriented electrical sheet.
  • the problem is solved according to the method of claim 1 by optimizing the manufacturing steps of casting, solidification and hot rolling. This involves the selection of various mechanisms for the formation of the inhibitor phase and the adaptation of the subsequent processing steps.
  • a melt is continuously poured into a vertical mold, at the end of which the melt solidifies and the strand formed in this way is transferred to the horizontal via an arc and is thereby cooled.
  • This strand has a thickness of only 25 to 100 mm, preferably 40 ... 70 mm. It is not completely cooled, but its temperature does not drop below 700 ° C.
  • This hot strand is cut into thin slabs, which are passed directly through a line-leveling furnace in which they remain for a maximum of 60 minutes, preferably for up to 30 minutes. During this passage through the equalization furnace, the thin slabs are heated homogeneously and reach a relatively low temperature of a maximum of 1170 ° C.
  • the thin slabs are passed through a multi-stand hot rolling mill in line, where they are continuously hot-rolled to the hot strip thickness of 0.5 to 3.0 mm.
  • the hot strip thickness should be selected so that the subsequent cold rolling process is only carried out in one step.
  • the degree of forming of this cold rolling depends on the respective inhibitor effect which can be set in different ways.
  • the advantage of the method of operation according to the invention is, on the one hand, that a large part of the heat from the casting process is used, which eliminates the need to keep the slabs warm in heated furnaces, which is known from the prior art for KO sheet metal, and to reheat the slabs to high temperatures in the pusher furnace or walking beam furnace.
  • the annealing treatment in its place in a compensating furnace has the task of setting a defined homogeneous temperature over the entire thickness of the thin slab. Due to their small thickness, thin slabs require much less time than conventional slabs with thicknesses of 100 ... 300 mm. In this way, considerable amounts of energy and reheating time are saved compared to the prior art.
  • the prerollmg inserted into the slab warming process for structural homogenization and the pre-rolling at the beginning of the hot strip rolling process are eliminated. This results in a considerable reduction in the production route, direct cost savings and increases in capacity on the hot strip mill for the manufacture of other flat steel products.
  • the hot rolling parameters must be selected so that the material remains sufficiently ductile. Experiments have shown that in the case of pre-material for grain-oriented electrical sheet, the ductility is greatest when the strand is cooled to about 800 ° C.
  • Such a material can be optimally rolled when the first forming pass is carried out at temperatures below 1150 ° C and with a degree of forming of at least 20% and the rolling stock from an intermediate thickness of 40 to 8 mm by means of high-pressure interframe cooling devices within a maximum of two consecutive forming passes are brought to rolling temperatures below 1000 ° C. This prevents the rolled stock from being deformed in the temperature range critical for ductility by 1000 ° C.
  • Table 1 shows the chemical composition of four steels which were tested for their suitability for hot rolling in the manner according to the invention.
  • Fracture constriction is the essential parameter for ductility. From the data it can be seen that, depending on their chemical composition, the steels react with different sensitivity to the respective stress cycles. Steel D shows the lowest, steel A the highest losses in terms of breakage or ductility.
  • the Mn content must be in the range from 0.050 to 0.100% and the S content in the range from 0.015 to 0.035%. Inadequate proportions of these elements prevent one sufficient amount of substance for the inhibitors. Excessively high fractions result in the removal of coarse particles. Therefore, the proportions of Mn and S should be in the range of 0.05 to 0.10% Mn and 0.015 to 0.035% S.
  • the hot strip thickness can be set so low that further processing can take place with only one cold rolling stage.
  • the degree of cold rolling should be in the range of 45 to 75%.
  • a considerable advantage of the process is that it does not have to be cold rolled in several stages. It may There are logistical advantages in producing only hot strip of a fixed thickness and adapting the degree of cold forming depending on the application by means of multi-stage cold rolling.
  • the method specified in claim 3 therefore also permits multi-stage cold rolling with intermediate annealing.
  • Claim 4 calls an annealing to be advantageously carried out at 800 to 1100 ° C.
  • the reel temperature can be set to less than or equal to 900 ° C. This annealing improves the grain structure in the hot strip, in particular the surface areas near the surface, which are important for the further processing steps, are enlarged. Additional inhibitors are not formed in the aforementioned heat treatments.
  • Claim 5 specifies a method in which the hot strip does not yet contain the grain growth inhibitors in the final form. Rather, it is such that it is Has the ability to form corresponding inhibitor particles during an annealing. Cu sulfide and Al nitride are particularly suitable as inhibitors for this.
  • This procedure has the advantage that the hot strip production (casting, solidification, compensation annealing, hot rolling) does not also have to be optimized for an optimal formation of the inhibitor phase, which opens up additional degrees of freedom.
  • the cooling rate of the cast strand must be chosen so high that the grain structure of the thin slab does not become too coarse. For this purpose, it also makes sense to choose the shortest possible residence time in the compensating furnace.
  • the inhibitor particles are separated during the hot strip precipitation annealing at 950 to 1150 ° C, which is ended with a particularly rapid cooling.
  • the inhibitor phase-forming elements are brought into solution, in order to then separate out the inhibitor phase in a finely dispersed manner during the very rapid cooling, preferably with spray water, at> 20 K / s.
  • This method of working is possible because Cu sulfides have a significantly lower solubility temperature and faster reaction kinetics than, for example, MnS.
  • MnS solubility temperature and faster reaction kinetics than, for example, MnS.
  • the C content must be so high that austenite transformation can take place at least to a small extent. However, if it is chosen above 0.10%, problems with decarburization can occur.
  • the degree of cold deformation can be set at 70 ... 90%, significantly higher than in the method in claim 3.
  • the higher energy thereby introduced and thus the driving force for secondary grain growth stands in the method specified in claim 5 against a correspondingly higher inhibitory effect. Similar to the HiB process results from a better texture selection and thus a sharper cast layer in the finished strip and finally better magnetic properties compared to a material produced according to claim 3.
  • the method according to claim 6 characterizes a process in which only AIN is used as an inhibitor. Its advantage lies in the practically complete avoidance of Cu and S in the melt, which facilitates hot rolling and reduces the brittleness of the material. Similar to the method according to claim 3, the high cooling rate of the cast strand partially prevents the inhibitor-forming elements (AI and N) present in the melt from being eliminated. Possibly excreted particles are only small in size. The complete separation takes place as in claim 3 with the homogeneous heating in the equalizing furnace.
  • this hot strip can have the ability to separate further AIN particles which can act as inhibitors if it is ensured by a sufficiently high C content that sufficient austenite is produced when the hot strip is annealed.
  • the total inhibitor effect set in such a material thus depends on how quickly the strand is cooled, how many effective inhibitors could spontaneously form at the beginning. Furthermore, it depends on how many inhibitors were additionally generated when the hot strip was excreted; this depends very much on the C content. Depending on how strong this overall inhibitory effect is, different degrees of cold deformation must be set.
  • additional method features are claimed which can facilitate the application of the method outlined in claims 1 to 6:
  • the measure claimed in claim 8 restricting the superheating temperature during casting to a maximum of 25 K above the liquidus temperature basically has the same aim as the measure in claim 7, namely to make the structure of the solidification structure as homogeneous and fine-grained as possible. If the melt is poured at a temperature that is only slightly above the liquidus temperature of the corresponding alloy, a largely globulitic solidification structure is created and the dendritic growth is restricted.
  • it is always important to set a solidification structure that is as finely structured as possible so that on the one hand the texture and the structure development can run as homogeneously as possible in the volume of the slab or thin slab.
  • a structure that is as finely structured as possible favors the desired finely dispersed elimination of the inhibitor phase.
  • Claim 9 shows a possibility for enhancing the overall inhibition effect by forming nitride treatment of the strip cold-rolled to finished strip thickness m of the matrix additional AIN particles, of which a sufficiently large proportion is below its size 100 nm.
  • the additional AIN particles formed in this way must in any case arise in the matrix before the start of secondary recrystallization, so that they can still have an advantageous effect on the secondary recrystallization.
  • This nitriding treatment can take place in the heating phase at the beginning of the high-temperature annealing and can be brought about, for example, by a high nitrogen-containing annealing atmosphere.
  • annealing separator which predominantly contains MgO
  • these additions consisting of substances which give off nitrogen at the beginning of the high-temperature annealing, which can then diffuse into the matrix.
  • a very effective method for nitriding is to insert a corresponding process step at the end of the decarburization annealing, whereby nitrogen can diffuse out of the annealing gas into the strip.
  • Elements which segregate at the grain boundaries such as As, Sn, Sb, Te and Bi in an amount of up to 0.2% each, have a favorable influence on stabilizing the secondary recrystallization and on sharpening the Goss texture.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Erzeugung von kornorientiertem Elektroblech durch Erschmelzen eines Siliziumstahls und Abgiessen dieser Schmelze kontinuierlich zu einem Strang in einer Dicke von 25-100 mm. Der Strang wird im Zuge des Erstarrens auf eine Temperatur oberhalb von 700 DEG C abgekühlt und in Dünnbrammen zerteilt. Die Dünnbrammen durchlaufen dann einen in Linie stehenden Ausgleichsofen und werden dabei auf eine Temperatur </=1170 DEG C erwärmt und in einer mehrgerüstigen Warmwalzstrasse kontinuierlich zu Warmband mit einer Dicke </=3,0 mm gewalzt. Der erste Umformstich wird bei einer Temperatur im Walzgut bis zu 1150 DEG C durchgeführt. Die Dickenverminderung ist mindestens 20 %. Das Warmband wird ein- oder mehrstufig mit rekristallisierender Zwischenglühung auf eine Enddicke im Bereich von 0,15 bis 0,50 mm kaltgewalzt. Das Kaltband wird dann rekristallisierend und entkohlend geglüht, mit einem überwiegend MgO enthaltenden Glühseparator versehen und danach zur Ausprägung einer Gosstextur schlussgeglüht. Abschliessend wird das Band mit einer elektrischen Isolierung beschichtet und spannungsfrei geglüht.

Description

Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech mit geringem Ummagnetisierungsverlust und hoher Polarisation
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech mit geringem Ummagnetisierungsverlust und hoher Polarisation.
Zur Herstellung von kornorientierten Elektoblechen (K0- Blech) werden Stähle mit 2,5 bis 4,0 % Si, 0,010 bis 0,100 % C, bis zu 0,150 % Mn, bis zu 0,065 % AI und bis zu 0,0150 % N, sowie jeweils optional 0,010 bis 0,3 % Cu, bis 0,060 % S, bis 0,100 % P, bis jeweils 0,2 % As, Sn, Sb, Te, und Bi, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen erschmolzen und abgegossen. Die erstarrten Stränge mit Dicken von 25 bis zu 100 mm werden, ohne unter 700 °C abzukühlen, in Dünnbrammen zerteilt und in einem in Linie stehenden Ausgleichsofen auf eine Temperatur von bis zu 1170 °C homogen durcherwärmt, wobei die Verweilzeit bis maximal 60 min beträgt. Diese homogen durcherwärmten Dünnbrammen werden dann in einer mehrgerüstigen Warmwalzstraße kontinuierlich zu Warmband mit einer Dicke von 0,5 bis 3,0 mm ausgewalzt und gehaspelt. Das Warmband wird schließlich optional geglüht. Das so behandelte Warmband wird in einem oder in mehreren Durchgängen auf Fertigbanddicke von 0,15 bis 0,50 mm kaltgewalzt. Das Kaltband wird rekristallisierend und entkohlend geglüht. Anschließend wird es nach dem Aufbringen eines überwiegend MgO enthaltenden Gluhseparators in einer Hochtemperaturgluhung sekundar-rekristallisierend geglüht, wobei sich eine sehr scharfe Gosstextur einstellt. Schließlich wird es in einer Schlußgluhung isoliert und von inneren Restspannungen befreit.
Kornorientierte Elektrobleche werden insbesondere in Leistungstransformatoren zur Fuhrung des magnetischen Flusses verwendet. Deshalb sind möglichst niedrige Ummagnetisierungsverluste und möglichst hohe Polarisationswerte notwendig. Zu diesem Zweck wird in kornorientierten Elektroblechen eine sehr scharf ausgeprägte Gosstextur gezielt erzeugt, wodurch entlang der Walzrichtung als magnetischer Vorzugsrichtung sehr gute magnetische Eigenschaften erreicht werden.
Seit mehr als 20 Jahren beginnt die Erzeugung von Stahlflachprodukten mit dem kontinuierlichen Vergießen von Schmelzen über die Stranggußtechnik. Dabei wird die Schmelze m eine Kokille gegossen, aus der sie als erstarrender Strang von etwa 100 bis 300 mm Dicke austritt. Anschließend wird der Strang zumeist aus der Senkrechten in einem Bogen in die Waagerechte gefuhrt und dabei gekühlt. Nach dem Verlassen der Stranggießanlage wird der Strang in einzelne Brammen aufgeteilt. Einfache Flußstahlbrammen werden normalerweise in einem Brammenlager aufbewahrt, wo sie bis auf die Umgebungstemperatur abkühlen. Brammen für kornorientiertes Elektroblech, die mit 2,5 bis 4,0 % Si legiert sind, müssen dagegen bei höheren Temperaturen gelagert werden, da sie eine große Anfälligkeit besitzen, beim Wiederaufheizen vor dem Warmbandwalzen Risse zu bilden, wenn sie zuvor auf zu niedrige Temperaturen abgekühlt worden sind. Hier erweist sich die hohe Brammendicke des konventionellen Stranggießprozesses als besonders nachteilig, da sie hohe und inhomogene Temperaturgradienten beim Wiederaufheizen der Brammen bewirkt, die zu großen inneren Spannungen fuhren. Brammen für KO-Blech müssen deshalb üblicherweise m beheizten Warmhalteofen bei Temperaturen von beispielsweise 100 ... 500 °C gelagert werden. Die Nachteile dieser Arbeitsweise sind der erhöhte Energieaufwand und die Verkomplizierung und Verteuerung des Verarbeitungsprozesses .
Anschließend werden die über den konventionellen Stranggießprozess erzeugten Brammen m einen Stoßofen, einen Hubbalkenofen oder in ein in seiner Wirkung gleichwertiges Aggregat eingesetzt und auf ausreichend hohe Temperaturen erwärmt, so daß eine gute Warmumformbarkeit erreicht wird. Das Warmwalzen geschieht dann üblicherweise in zwei Teilschritten: Die 100 bis 300 mm dicken Brammen werden zunächst auf eine Dicke von rd. 30 bis 60 mm vorgewalzt. Dieses Vorwalzen geschieht häufig in Reversiergerusten . Die Vorbrammen werden dann in einer mehrgerustigen Fertigstaffel kontinuierlich zu Warmband in Dicken von 2,0 bis 6,0 mm ausgewalzt.
KO-Blech, das nach den konventionellen Verfahren hergestellt wird, hat die Besonderheit, daß eine Erwärmung der Brammen auf Temperaturen bis zu 1400 °C zwingend notwendig ist, um Fremdphasen-Partikel m der Bramme aufzulösen, so daß diese bei der nachfolgenden Warmwalzung feindispers ausgeschieden werden können
(US 2 599 340) . Bei einem bekannten Verfahren beispielsweise handelt es sich bei diesen Teilchen hauptsächlich um Mn-Sulfide oder Mn-Selenide
(J.E. May und D. Turnbull: Trans. AIME, 212 (1958), 769). Bei einem anderen Verfahren werden zusätzlich AI-Nitride (US 3 159 511; US 3 287 183) erzeugt. Bei einem weiteren Verfahren werden MnSe und MnSb (DE 23 51 141 A) erzeugt. Weiterhin bekannt sind auch andere Nitride wie VN, (AI, Si)N,...(DE 19 20 666 A, EP 0 219 611) und Sulfide wie Cu2S, TiS, CrS,...(EP 0 619 376 AI, DE 23 48 249 A) . Die Aufgabe dieser Teilchen ist generell, in den nachfolgenden Fertigungsschritten bis vor die Sekundärrekristallisation die Bewegung von Korngrenzen zu blockieren und somit das normale Kornwachstum während verschiedener Glühbehandlungen zu hemmen. Deswegen werden sie als Kornwachstums-Inhibitoren bezeichnet. Nur diejenigen Partikel aus einer Verteilung unterschiedlich großer Teilchen, die kleiner als ca. 100 nm sind, können die Bewegung der Korngrenzen ausreichend behindern und als Inhibitoren fungieren. Bei der Hochtemperaturglühung schließlich steuern die Inhibitoren den Prozeß der Sekundärrekristallisation, welcher zur Bildung der gewünschten sehr scharfen Gosstextur führt.
Nach dem Gießen und Erstarren sind beim konventionellen Stranggießen die Ausscheidungen meist derart grob, daß praktisch keine Teilchen unterhalb einer Größe von 100 nm existieren. Deshalb müssen die groben Partikel während der Brammenvorwärmung aufgelöst werden. Im Fall der Mn- Sulfide sind dazu Glühtemperaturen bis ca. 1400 °C erforderlich. Beim anschließenden Warmwalzen mit geeignet eingestellten Parametern (Stichpläne und Umformtemperaturen in den verschiedenen Gerüsten, Abkühlung) werden die Teilchen in der gewünschten Weise wieder ausgeschieden.
Das Erwärmen der Brammen auf die für die Auflösung der als Kornwachstums-Inhibitoren wirkenden Teilchen erforderliche hohe Temperatur kann entweder direkt in einem Ofen oder in zwei Öfen nacheinander geschehen. Im letzteren Fall werden die Brammen im ersten Ofen beispielsweise auf 1250 °C erwärmt, im zweiten Ofen dann auf Temperaturen bis zu 1400 °C. Obwohl es den Prozeßablauf komplizierter macht und ihn verteuert, hat es sich als vorteilhaft für die magnetischen Eigenschaften des Fertigproduktes erwiesen, zwischen diesen beiden Stufen eine erste Warmumformung der Bramme („Prerollmg") zur Homogenisierung und Verfeinerung ihrer Gefugestruktur vorzunehmen (EP 0 193 373 Bl) .
Die für die Bildung der Inhibitorphase notwendige hohe Brammenvorwarmtemperatur erschwert und verteuert den Fertigungsprozeß für das Warmband für KO-Blech, weil Investitionen für spezielle, aufwendige Hochtemperaturofen erforderlich sind, weil der auf Siliziumstahl-Brammen oberhalb von 1350 °C auftretende flussige Zunder den Ofenherd schadigt und dieses mit Verletzungen an den Brammenunterseiten verbunden ist, die Ausbringensverluste bewirken. Auch das optional zwischengeschaltete Prerolling verteuert die Produktion und verdrangt Kapazität, die man zur Herstellung anderer Stahlflachprodukte nutzen konnte.
MnS- oder MnSe-Partikel haben für die Kornwachstumshemmung nur eine begrenzte Wirkung. Ihr darf nur eine entsprechend angepaßte treibende Kraft zur Kornvergroßerung entgegenstehen, damit der gewünschte Goss-Selektionsprozeß im richtigen Moment wahrend der Sekundarrekristallisation stattfinden kann. Dieses bedeutet, daß der Umformungsgrad bei der letzten Kaltwalzstufe auf Enddicke nicht zu groß sein darf. Die gunstigste Dickenabnahme m dieser Kaltwalzstufe des mit MnS- bzw. MnSe-inhibierten Si-Stahls liegt bei 40...60 %. Da die Warmbanddicke mit der herkömmlichen Warmwalztechnik nur schwierig ohne Qual tats- und Ausbringensverluste unter 2,0 mm abzusenken ist, muß der optimale Umformungsgrad beim Kaltwalzen auf Enddicke durch Walzen in mehreren Stufen realisiert werden, zwischen denen eine rekristallisierende Zwischenglühung liegt. Das auf diesem aufwendigen Weg erzeugbare KO-Blech besitzt Fehl-orientierungswinkel bis zu ca. 10° bezüglich der exakten Gosslage.
Eine Weiterentwicklung des vorerwähnten Verfahrens, das zu noch geringeren Fehlorientierungen und damit zu verbesserten magnetischen Eigenschaften führt, ist das sogenannte Hi-B-Verfahren (US 3 159 511, US 3 287 183), bei dem zusätzlich zu MnS AIN-Partikel als weitere Inhibitorphase verwendet wird. Es hat wie das erstgenannte Verfahren den Nachteil, daß zur Auflösung der MnS-Partikel hohe Brammenerwärmungstemperaturen von z.B. 1400 °C erforderlich sind. Das A1N liegt nach dem Warmbandwalzen noch nicht in geeignet feindisperser Partikelverteilung vor, sondern erreicht diese erst durch eine Ausscheidungsglühung des Warmbandes mit anschließender Abschreckung. Die innere Beschaffenheit des Warmbandes hinsichtlich seiner chemischen Zusammensetzung, der Ausbildung seines Korngefüges und der Morphologie seiner Zweitphasenanteile muß also derart sein, daß es die Fähigkeit zur Ausscheidung von A1N- Inhibitorphasenteilchen besitzt. Durch die AIN-Partikel wird die Kornwachstumsinhibition insgesamt verstärkt.
Dies ermöglicht in vorteilhafter Weise einen nur einstufigen Kaltwalzvorgang mit höherem Umformgrad. Die dadurch erhöhte in der Matrix gespeicherte Energie steht nun im Gleichgewicht zu einer stärkeren Inhibition, wodurch sich die Selektion bei der Sekundärrekristallisation verbessert. Das Resultat sind eine schärfere Gosstextur (Fehlorientierungswinkel zur exakten Gosslage nur 3...5°) und damit bessere magnetische Eigenschaften.
Um die durch die hohe Brammenvorwärmtemperatur bedingten Nachteile der oben beschriebenen konventionellen Verfahren zu überwinden, wurden in den letzten Jahren mehrere neue Herstellungsprozesse für kornorientiertes Elektroblech entwickelt, bei denen die erforderliche Brammentemperatur auf Werte unterhalb 1330 °C abgesenkt wurde. Von diesen „Low Heating"-Verfahren seien im folgenden zwei herausgegriffen, die in die industrielle Praxis eingeführt wurden, und zum neuesten Stand der Technik gehören.
Das Verfahren gemäß EP 0 219 611 arbeitet gänzlich ohne sulfidische Inhibitoren. Der S-Gehalt kann daher bis auf Spurenniveau abgesenkt werden. Die Brammenvorwärmtemperatur liegt mit Werten unterhalb von 1200 °C ganz besonders tief. Die Bildung einer ausreichend wirksamen Inhibitorphase, die bereits im Warmband fertig vorliegt, ist dabei nicht möglich. Ein solches über die herkömmliche Stranggießtechnik erzeugtes Warmband besitzt auch nicht die Fähigkeit, über eine Ausscheidungsglühung entsprechende Inhibitorphase zu bilden. Der Inhibitor AIN wird deshalb durch Nitrieren des auf Fertigbanddicke kaltgewalzten Bandes vor der Hochtemperaturglühung gebildet. In der EP 0 321 695 Bl werden verschiedene Methoden angegeben, mit denen ein solcher Nitriervorgang bewerkstelligt werden kann.
Ein anderes Verfahren (EP 0 619 376 AI) verwendet Cu- Sulfide als Inhibitor. Diese weisen eine deutlich niedrigere Löslichkeitstemperatur und eine schnellere Löslichkeitskinetik auf als AIN und MnS. Die Inhibitorbildung erfolgt zwar beim Warmwalzen noch nicht in der richtigen Weise, jedoch besitzt das nach diesem Verfahren hergestellte Warmband die Fähigkeit zur Ausscheidung von Cu-Sulfid-Inhibitorpartikeln . Diese werden während einer Ausscheidungsglühbehandlung des warmgewalzten Bandes erzeugt.
Die bisher beschriebene konventionelle Herstellung von Warmband aus stranggegossenen Brammen ist technologisch recht aufwendig und zudem zeit- und kostenintensiv. Deshalb laufen heute bei vielen Stahlherstellern Entwicklungen endabmessungsnaher Gießverfahren. Diese zielen auf Warmbanddicken unterhalb von 6 mm, oder sogar auf Fertigbanddicken bis hinab zu 0,01 mm (EP 0 417 318 Bl) . Kommerzielle Verfahren wurden realisiert für bestimmte Edelstahlsorten und für amorphe Werkstoffe. Die großtechnische Herstellung von KO-Blech mit 2, 5...4 % Si über Bandgießverfahren ist bisher noch nicht gelungen. Eines der Hauptprobleme ist es, bei der Erstarrung in den geringen Dicken und in der nachfolgenden Abkühlung gezielt geeignete Gefüge- und Ausscheidungsstrukturen zu erreichen, die nach weiteren Kaltumformungen und Wärmebehandlungen eine scharfe Gosstextur im Fertigprodukt entstehen lassen, so daß dieses hinsichtlich seiner magnetischen Eigenschaften wettbewerbsfähig ist mit dem über die herkömmliche Stranggießtechnik erzeugten kornorientierten Elektroblech (EP 0 390 160 Bl, EP 0 540 405 Bl) .
Eine Erzeugung von Warmband über das Vergießen von Dünnbrammen und deren direktes Warmwalzen ist aus dem Stand der Technik bereits bekannt (z.B. EP 0 286 862 Bl). Noch nicht gelöst wurde das Problem, diese Technik bei der Herstellung von kornorientiertem Elektroblech zu verwenden. Hierbei besteht die besondere Schwierigkeit, nicht nur ein hinsichtlich der mechanischen und technologischen Eigenschafen einwandfreies Produkt zu erzeugen, sondern auch die kornwachstumshemmende Inhibitorphase in der richtigen Weise zu bilden, damit das Fertigprodukt gute magnetische Eigenschaften aufweisen kann.
Aus der japanischen Offenlegung No. 56-158816 ist ein Verfahren bekannt, KO-Blech mit 2, 5...4 % Si über das kontinuierliche Gießen dünner Brammen mit Dicken von 3 bis 80 mm mit anschließendem Warmwalzen auf 1,5...3, 5 mm herzustellen unter Verwendung von MnS und MnSe als Hauptinhibitoren. Die höhere Warmbanddicke hat hier den Nachteil, daß die für kornorientiertes Elektroblech handelsüblichen Standard-Enddicken unterhalb von 0,35 mm nur durch Kaltwalzgrade oberhalb 76 % bei einstufigem Kaltwalzen oder durch konventionelles mehrstufiges Kaltwalzen mit Zwischenglühen herstellbar sind. Unvorteilhaft an dieser Arbeitsweise ist, daß der hohe Kaltumformgrad nicht auf die relativ schwache Inhibition durch MnS und MnSe abgestimmt ist. Das führt zu instabilen und unbefriedigenden magnetischen Eigenschaften des Fertigproduktes. Alternativ muß ein aufwendiger und teurer mehrstufiger Kaltwalzprozeß mit Zwischenglühungen in Kauf genommen werden. Auch findet keine Entkopplung der Gießgeschwindigkeit von der Durchlaufgeschwindigkeit durch den Ausgleichsofen statt. So ergibt sich der Nachteil einer geringeren Flexibilität in der Nutzung des Ausgleichsofens für eine gezielte Ausscheidung sulfidischer Inhibitoren.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, Nachteile der herkömmlichen Erzeugungswege zu überwinden und die wirtschaftlichen Vorteile des Dünnbrammengießens auch für kornorientiertes Elektroblech zu nutzen. Die Lösung der gestellten Aufgabe erfolgt nach dem Verfahren gemäß Anspruch 1 durch eine Optimierung der Herstellungsschritte Gießen, Erstarren und Warmwalzen. Damit verbunden ist die Auswahl verschiedener Mechanismen zur Bildung der Inhibitorphase und der Anpassung der nachfolgenden Verarbeitungsschritte .
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird in ähnlicher Weise wie beim Stand der Technik eine Schmelze kontinuierlich in einer senkrecht stehenden Kokille vergossen, an deren Ende die Schmelze erstarrt und der so gebildete Strang über eine Kreisbogen in die Waagerechte überführt und dabei abgekühlt wird. Dieser Strang hat eine Dicke von nur 25 bis 100 mm, vorzugsweise 40... 70 mm. Er wird nicht vollständig abgekühlt, vielmehr sinkt seine Temperatur nicht unter 700 °C. Dieser heiße Strang wird in Dünnbrammen zerteilt, welche direkt durch einen in Linie stehenden Ausgleichsofen geführt werden, in welchem sie für maximal 60 Minuten, vorzugsweise für bis zu 30 Minuten, verweilen. Bei diesem Durchgang durch den Ausgleichsofen werden die Dünnbrammen homogen durcherwärmt und erreichen dabei eine verhältnismäßig niedrige Temperatur von maximal 1170 °C. Unmittelbar anschließend werden die Dünnbrammen durch eine in Linie stehende mehrgerüstige Warmwalzstaffel geführt, wo sie auf die Warmbanddicke von 0,5 bis 3,0 mm kontinuierlich warmgewalzt werden. Idealerweise wird die Warmbanddicke so gewählt, daß der nachfolgende Kaltwalzvorgang nur einstufig durchgeführt wird. Mit welchem Umformgrad dieses Kaltwalzen auszuführen ist, hängt von der jeweiligen in verschiedener Weise einstellbaren Inhibitorwirkung ab. Der Vorteil der erfindungsgemaßen Arbeitsweise ist zum einen die Ausnutzung eines großen Teiles der Warme aus dem Gießprozeß, wodurch das aus dem Stand der Technik bekannte für KO-Blech notwendige Warmhalten der Brammen in beheizten Ofen und die Brammenwiedererwarmung auf hohe Temperaturen im Stoßofen oder Hubbalkenofen entfallt. Die an deren Stelle tretende Gluhbehandlung in einem Ausgleichsofen hat die Aufgabe, über die gesamte Dicke der Dunnbramme eine definierte homogene Temperatur einzustellen. Aufgrund ihrer geringen Dicke benotigen Dunnbrammen dazu wesentlich weniger Zeit als dies bei herkömmlichen Brammen mit Dicken von 100...300 mm der Fall ist. Auf diese Weise werden verglichen mit dem Stand der Technik erhebliche Energiemengen sowie Wiederer- warmungszeit eingespart.
Des weiteren entfallt wegen der geringen Brammendicke das in den Brammenerwarmungsprozeß eingeschobene Prerollmg zur Gefugehomogenisierung sowie das Vorwalzen zum Beginn des Warmbandwalzprozesses . Damit werden eine erhebliche Verkürzung des Herstellungsweges, direkte Kosteneinsparungen und Kapazitatserhohungen m der Warmbandstraße zur Herstellung anderer Flachstahlprodukte erreicht.
Die erwähnte Verkürzung des Herstellungsweges setzt sich teilweise noch in die spateren Verarbeitungsstufen fort, denn bei der hier beschriebenen Arbeitsweise sind zusatzlich geringere Warmbanddicken als herkömmlich einstellbar bis hinunter zu 0,5 mm, wodurch das bisher z.T. praktizierte mehrstufige Kaltwalzen nicht mehr zwingend notwendig ist und nur noch einstufig kaltgewalzt werden kann. Um m erfmdungsmaßiger Weise die oben beschriebenen Vorteile aus dem Gieß-Walz-Prozeß für die Erzeugung von kornorientiertem Elektroblech nutzen zu können, müssen die Warmwalzparameter so gewählt werden, daß das Material genügend duktil bleibt. Versuche haben gezeigt, daß bei Vormateπal für kornorientiertes Elektroblech die Duktilitat dann am größten ist, wenn der Strang nach der Erstarrung bis auf ca. 800 °C gekühlt wird, anschließend nur relativ kurz auf Ausgleichstemperatur, z.B. 1150 °C, verweilt und dabei homogen durcherwarmt wird. Eine optimale Warmwalzbarkeit eines solchen Materials ist dann gegeben, wenn der erste Umformstich bei Temperaturen unterhalb von 1150 °C und mit einem Umformgrad von mindestens 20 % erfolgt und das Walzgut ab einer Zwischendicke von 40 bis 8 mm mittels Hochdruck- Zwischengerust-Kuhlemrichtungen innerhalb von höchstens zwei aufeinanderfolgenden Umformstichen auf Walztemperaturen von unterhalb 1000 °C gebracht wird. Dadurch wird vermieden, daß das Walzgut im für die Duktilitat kritischen Temperaturbereich um 1000 °C umgeformt wird.
In Tabelle 1 ist d e chemische Zusammensetzung von vier Stahlen aufgeführt, die hinsichtlich ihrer Eignung für ein Warmwalzen in der erfindungsgemaßen Weise untersucht worden sind.
Tabelle 1
Chemische Zusammensetzung in Masse-%
Die Untersuchungen wurden an 20 mm Rundzugproben ausgeführt, die im Mittenbereich kurzzeitig aufgeschmolzen und anschließend so abgekühlt wurden, wie dies einer 60-mm-Dünnbramme bei Gießgeschwindigkeiten (vg) von 2,8 m/min bzw. von 4,5 m/min entspricht. Das Abkühlen wurde bei 800 °C beendet. Danach wurden die Proben nach einem Durchlaufofenzyklus auf Temperaturen (Tw) erwärmt und auf diesen unterschiedliche Zeiten (tw) gehalten. Abschließend wurden die Proben dem Zugversuch bei der Temperatur Tw unterworfen.
Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 2 mitgeteilt.
Tabelle 2
Heißzugversuche zur Ermittlung der Duktilitat der Stähle im Gußzustand
vg = Gießgeschwindigkeit; Tw = Wärmtemperatur; t Haltezeit auf T„; Z = Brucheinschnürung 14 -
Die Brucheinschnürung ist die wesentliche Kenngröße für die Duktilitat. Aus den Daten ist ersichtlich, daß die Stähle, abhängig von ihrer chemischen Zusammensetzung, mit unterschiedlicher Empfindlichkeit auf die jeweiligen Beanspruchungszyklen reagieren. Stahl D zeigt die geringsten, Stahl A die höchsten Einbußen an Brucheinschnürung bzw. an Duktilitat.
Die Wirksamkeit der erfindungsgemäßen Maßnahmen lassen sich bei Stahl A am eindrucksvollsten zeigen. Bei beiden Gießgeschwindigkeiten bewirken die Wärmtemperaturen von 1130 °C und 1050 °C vergleichsweise gute Brucheinschnürungen, während 1000 °C Wärmtemperatur zu verminderter Duktilitat führt. Letzteres gilt auch für ein Verlängern der Haltezeit auf Wärmtemperatur.
Der Wärmtemperaturbereich um 1000 °C ist für Stahl B in der vorgeschilderten Art untersucht worden. Das Ergebnis wird in Tabelle 3 gezeigt.
Tabelle 3
Brucheinschnürung (Z) von Stahl B als Funktion der Wärmtemperatur (Tw)
;vc 2,8 m/min; tw = 20 min)
Die Brucheinschnürungswerte in Tabelle 3 zeigen, daß die Duktilitat des Stahles bei Temperaturen im Bereich von 1100 °C auf 1000 °C abfällt und bei Temperaturen unter 1000 °C wieder ansteigt. Für eine vorteilhafte Anwendung des oben beschriebenen Gieß-Walz-Verfahrens zur Erzeugung von kornorientiertem Elektroblech muß weiterhin die Inhibitorphase in geeigneter Weise gebildet werden. Dazu werden hier drei prinzipielle Möglichkeiten in den Ansprüchen 3,4 und 5 aufgezeigt .
Die in Anspruch 3 genannte Möglichkeit geht davon aus, daß die Erstarrung nach dem Gießen verglichen mit dem vom Stand der Technik her bekannten Stranggießen recht schnell durchgeführt werden kann. Bei einem nur z.B. 65 mm dicken Strang kann die Wärme wesentlich schneller abgeführt werden als bei einem Strang mit z.B. 250 mm Dicke. Während in einer herkömmlichen dicken Bramme deshalb nur sehr grobe Sulfide, insbesondere MnS-Teilchen vorliegen, die nicht als Inhibitoren fungieren können, bietet die schnelle Abkühlung eines wesentlich dünneren Stranges bei richtiger Wahl der Gießgeschwindigkeit die Möglichkeit, Inhibitoren direkt nach dem Warmwalzen vorliegen zu haben.
Während der homogenen Durcherwärmung in dem Ausgleichsofen kann die vollständige Ausscheidung der sulfidischen Partikel erfolgen, wobei ein möglichst schneller Durchgang durch diesen Ofen anzustreben ist, damit die Partikel nicht zu sehr in ihrer Größe anwachsen. Dadurch würde die Inhibitorwirkung geschwächt. Ein auf diese Weise erzeugtes Warmband enthält dementsprechend bereits die fertige Inhibitorphase.
Damit die sulfidischen Inhibitorphasenteilchen möglichst feindispers ausgeschieden werden können, müssen der Mn- Gehalt im Bereich von 0,050 bis 0,100 % und der S-Gehalt im Bereich von 0,015 bis 0,035 % liegen. Jeweils zu geringe Anteile dieser Elemente verhindern eine ausreichende Substanzmenge für die Inhibitoren. Zu hohe Anteile bewirken die Ausscheidung zu grober Teilchen. Daher sollten die Anteile an Mn und S in den Grenzen von 0,05 bis 0,10 % Mn und 0,015 bis 0,035 % S liegen.
Es ist bei dieser Arbeitsweise nicht notwendig, ein mehrstufiges Kaltwalzen mit Zwischenglühung durchzufuhren. Vielmehr kann die Warmbanddicke so niedrig eingestellt werden, daß die Weiterverarbeitung mit nur einer Kaltwalzstufe erfolgen kann. Dabei sollte der Kaltwalzgrad im Bereich von 45 bis 75 % liegen.
Zwar liegt ein erheblicher Vorteil des Verfahrens gerade darin, nicht mehrstufig kaltwalzen zu müssen. Es kann u.U. logistische Vorteile haben, nur Warmband einer fest gewählten Dicke herzustellen und die Kaltumformgrade je nach Anwendungsfall durch mehrstufiges Kaltwalzen anzupassen .
Das im Anspruch 3 angegebene Verfahren laßt deshalb auch ein mehrstufiges Kaltwalzen mit Zwischenglühung zu.
Anspruch 4 nennt eine vorteilhafterweise durchzuführende Gluhung bei 800 bis 1100 °C. Alternativ hierzu kann die Haspeltemperatur auf kleiner gleich 900 °C eingestellt werden. Diese Gluhung verbessert das Korngefuge im Warmband, insbesondere werden die oberflachennahen Gefugebereiche, die für die weiteren Verarbeitungsschritte wichtig sind, vergrößert. Zusätzliche Inhibitoren werden bei den vorgenannten Wärmebehandlungen nicht gebildet.
Anspruch 5 gibt ein Verfahren an, bei dem das Warmband noch nicht die Kornwachstumsinhibitoren in endgültiger Form enthalt. Es ist vielmehr so beschaffen, daß es die Fähigkeit besitzt, während einer Ausgleichsglühung entsprechende Inhibitor-Partikel zu bilden. Als Inhibitoren kommen hierfür insbesondere Cu-Sulfid und AI- Nitrid in Frage. Diese Vorgehensweise hat den Vorteil, daß die Warmbanderzeugung (Gießen, Erstarren, Ausgleichsglühung, Warmwalzen) nicht auch noch auf eine optimale Bildung der Inhibitorphase optimiert werden muß, was zusätzliche Freiheitsgrade eröffnet. Allerdings muß die Abkühlrate des vergossenen Stranges so hoch gewählt werden, daß das Korngefüge der Dünnbramme nicht zu grob wird. Für diesen Zweck erweist es sich auch als sinnvoll, eine möglichst kurze Verweilzeit im Ausgleichsofen zu wählen. Die Ausscheidung der Inhibitor-Partikel erfolgt während einer Ausscheidungsglühung des Warmbandes bei 950 bis 1150 °C, die mit einer besonders schnellen Abkühlung beendet wird. Bei der Glühbehandlung werden die inhibitorphasenbildenden Elemente in Lösung gebracht, um dann bei der sehr schnellen Abkühlung, vorzugsweise mit Spritzwasser, mit >_ 20 K/s die Inhibitorphase feindispers auszuscheiden. Diese Arbeitsweise ist möglich, weil Cu- Sulfide eine deutlich tiefere Löslichkeitstemperatur und eine schnellere Reaktionskinetik als z.B. MnS besitzen. Dasselbe gilt für AIN im Austenit. Deshalb ist auch die Anwendung höherer C-Gehalte als in Anspruch 3 zu empfehlen. Der C-Gehalt muß so hoch sein, daß eine Austenitumwandlung wenigstens in geringem Maße erfolgen kann. Wird er jedoch über 0,10 % gewählt, können Probleme mit der Entkohlbarkeit auftreten.
Der Kaltverformungsgrad kann mit 70...90 % deutlich höher als bei dem Verfahren in Anspruch 3 angesetzt werden. Die dadurch eingebrachte höhere Energie und somit treibende Kraft zum sekundären Kornwachstum steht bei dem in Anspruch 5 angegebenen Verfahren einer entsprechend höheren Inhibitorwirkung gegenüber. Ähnlich wie beim HiB-Prozeß resultiert daraus eine bessere Texturselektion und somit eine schärfere Gosslage im fertigen Band und schließlich bessere magnetische Eigenschaften verglichen mit einem gemäß Anspruch 3 erzeugten Material.
Das Verfahren nach Anspruch 6 kennzeichnet einen Prozeß, bei dem ausschließlich AIN als Inhibitor verwendet wird. Sein Vorteil liegt in der praktisch vollständigen Vermeidung von Cu und S in der Schmelze, was die Warmwalzbarkeit erleichtert und die Sprödigkeit des Materials verringert. Ähnlich wie beim Verfahren nach Anspruch 3 werden durch die hohe Abkühlrate des vergossenen Stranges die in der Schmelze vorhandenen inhibitorbildenden Elemente (AI und N) teilweise an einer Ausscheidung gehindert. Eventuell doch ausgeschiedenene Teilchen haben nur eine geringe Größe. Die vollständige Ausscheidung erfolgt wie bei Anspruch 3 bei der homogenen Durcherwärmung im Ausgleichsofen.
Des weiteren kann dieses Warmband die Fähigkeit zur Ausscheidung weiterer AIN-Partikel, die als Inhibitoren wirken können, besitzen, wenn durch einen hinreichend hohen C-Gehalt sichergestellt ist, daß bei einer Ausscheidungsglühung des Warmbandes hinreichend Austenit entsteht. Die in einem solchen Material eingestellte Gesamtinhibitorwirkung hängt also davon ab, wie schnell die Abkühlung des Stranges erfolgt, wie viele wirksame Inhibitoren sich also spontan am Anfang bilden konnten. Weiterhin hängt sie davon ab, wieviele Inhibitoren bei der Ausscheidung des Warmbandes zusätzlich erzeugt wurden; dies hängt ganz wesentlich vom C-Gehalt ab. Je nachdem, wie stark diese Gesamtinhibitionswirkung nun ist, müssen unterschiedlich große Kaltverformungsgrade eingestellt werden. In den Ansprüchen 7 bis 10 werden ergänzende Verfahrensmerkmale beansprucht, die eine Anwendung des in den Ansprüchen 1 bis 6 umrissenen Verfahrens erleichtern können :
Die Zugabe von bis zu 0,10 % Phosphor begünstigt stark eine feinstrukturierte Ausbildung des Erstarrungsgefuges, ohne daß bereits negative Effekte, etwa eine Versprodung des Materials, auftreten.
Die im Anspruch 8 beanspruchte Maßnahme einer Einschränkung der Uberhitzungstemperatur beim Gießen auf maximal 25 K oberhalb der Liquidustemperatur hat im Grunde dasselbe Ziel wie die Maßnahme im Anspruch 7, nämlich die Struktur des Erstarrungsgefuges möglichst homogen und feinkornig zu gestalten. Wird die Schmelze mit einer Temperatur vergossen, die nur sehr knapp oberhalb der Liquidustemperatur der entsprechenden Legierung liegt, entsteht ein weitgehend globulitisches Erstarrungsgefuge und das dendritische Wachstum wird eingeschränkt. Generell ist es bei der Erzeugung von kornorientiertem Elektroblech immer wichtig, ein möglichst feinstrukturiertes Erstarrungsgefuge einzustellen, damit zum einen die Textur- aber auch die Gefugeentwicklung möglichst homogen im Volumen der Bramme bzw. Dunnbramme ablaufen kann. Außerdem begünstigt ein möglichst feinstrukturiertes Gefuge in besonderer Weise die erwünschte feindisperse Ausscheidung der Inhibitorphase .
Anspruch 9 zeigt eine Möglichkeit zur Verstärkung der Gesamtmhibitionswirkung, durch eine Nitrierbehandlung des auf Fertigbanddicke kaltgewalzten Bandes m der Matrix zusatzliche AIN-Partikel zu bilden, von denen ein hinreichend großer Anteil in seiner Große unterhalb von 100 nm liegt. Die auf diese Weise gebildeten zusätzlichen AIN-Partikel müssen auf jeden Fall vor Beginn der Sekundärrekristallisation in der Matrix entstehen, damit sie die Sekundärrekristallisation noch vorteilhaft beeinflussen können. Diese Nitrierbehandlung kann in der Aufheizphase zu Beginn der Hochtemperaturglühung erfolgen und z.B. durch eine stark stickstoffhaltige Glühatmosphäre bewirkt werden. Sie kann aber auch durch Zusätze zum überwiegend MgO enthaltenden Glühseparator bewirkt werden, wobei diese Zusätze aus Substanzen bestehen, die zu Beginn der Hochtemperaturglühung Stickstoff abgeben, der dann in die Matrix hineindiffundieren kann. Eine sehr wirkungsvolle Methode zur Nitrierung ist es in diesem Zusammenhang, eine entsprechende Verfahrensstufe am Ende der Entkohlungsglühung einzufügen, wobei Stickstoff aus dem Glühgas in das Band diffundieren kann.
An den Korngrenzen segregierende Elemente, wie As, Sn, Sb, Te und Bi in einer Menge von jeweils bis 0,2 % gemäß Anspruch 10 üben einen günstigen Einfluß zur Stabilisierung der Sekundärrekristallisation und zur Verschärfung der Goss-Textur aus.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Erzeugung von kornorientiertem Elektroblech durch Erschmelzen eines Stahls mit (in Masse-%)
2,5 bis 4,0 % Si,
0,01 bis 0,10 % C, bis 0,30 % Cu, bis 0,15 % Mn, bis 0,060 % S, bis 0,065 % AI, bis 0,015 % N Rest Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen
Abgießen dieser Schmelze kontinuierlich zu einem Strang in einer Dicke von 25 bis 100 mm, der im Zuge des Erstarrens auf eine Temperatur oberhalb von 700 °C abgekühlt und unmittelbar anschließend in Dünnbrammen zerteilt wird, bei dem diese Dünnbrammen dann einen in Linie stehenden Ausgleichsofen durchlaufen, auf eine Temperatur <_ 1170 °C erwärmt werden, wobei die Verweilzeit auf dieser Temperatur höchtens 60 min beträgt, und dann in einer Linie stehenden mehrgerüstigen Warmwalzstraße kontinuierlich zu Warmband mit einer Dicke von < 3,0 mm gewalzt werden, wobei der erste Umformstich bei einer Temperatur im Walzgut < 1150 °C durchgeführt wird und mit einem Umformgrad von mindestens 20 % erfolgt, gehaspelt, nachfolgend dieses Warmband ein- oder mehrstufig mit rekristallisierender Zwischenglühung auf eine Enddicke im Bereich von 0,15 bis 0,50 mm kaltgewalzt wird, das Kaltband dann rekristallisierend und entkohlend geglüht und mit einem überwiegend MgO enthaltenden Glühseparator versehen wird und danach zur Ausprägung einer Gosstextur schlußgeglüht wird, mit einer elektrischen Isolierung beschichtet und spannungsfrei geglüht wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß das Walzgut beim Warmwalzen ab einer Zwischendicke unterhalb 40 mm und bis zu einer Zwischendicke oberhalb 8 mm mittels Hochdruck-Kühleinrichtungen innerhalb von höchstens zwei aufeinanderfolgenden Umformstichen auf Temperaturen unterhalb von 1000 °C gekühlt und auf Enddicke gewalzt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß eine Stahlschmelze der Zusammensetzung nach Anspruch 1, jedoch mit Kohlenstoff, Mangan und Schwefel in folgenden Gehaltsgrenzen :
0,01 bis 0,050 % C, 0,05 bis 0,10 % Mn, 0,015 bis 0,035 % S,
zu Dünnbrammen vergossen und nach der Ausgleichsglühung auf eine Enddicke von 0,7 bis 1,3 mm warmgewalzt wird, und daß das Band in der letzten Kaltverformungsstufe mit einer Dickenreduktion im Bereich von 45 % bis 75 % kaltgewalzt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 3, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß das Warmband bei 800 bis 1100 °C geglüht wird oder daß es bei einer Temperatur kleiner gleich 900 °C gehaspelt wird.
5. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß Warmband aus einer Schmelze mit (in Masse-%)
2,5 bis 4,0 % Si,
0,03 bis 0,1 % C,
0,05 bis 0,10 % Mn,
0,015 bis 0,035 % S,
0,05 bis 0,3 % Cu,
0,015 bis 0,065 % AI,
0,005 bis 0,015 % N
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
zu Dünnbrammen vergossen und nach der Ausgleichsglühung auf eine Dicke < 3 mm warmgewalzt wird und bei 950 bis 1150 °C für 30 bis 300 s ausscheidungsgeglüht wird mit einer anschließenden beschleunigten Abkühlung mit einer Abkühlrate von mehr als 20 K/s, wobei diese Glühung vor der letzten Stufe der Kaltverformung mit einer Dickenreduktion von 70 % bis 90 % durchgeführt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß eine Schmelze aus einem Stahl nach Anspruch 1, jedoch mit
maximal 0,010 % S, maximal 0,010 % Cu, mindestens 0,015 % AI, mindestens 0,005 % N, zu Dünnbrammen vergossen und auf eine Dicke < 3 mm warmgewalzt wird, und daß das Warmband bei 1000 °C bis 1150 °C für 30 bis 300 s ausscheidungsgeglüht wird mit einer anschließenden beschleunigten Abkühlung von mehr als 20 K/s, worauf in der letzten Kaltverfor-mungsstufe eine Dickenreduktion von 45 % bis 90 % durchgeführt wird.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß die Stahlschmelze mit einem Phosphorgehalt bis 0,10 % P vergossen wird.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß die Stahlschmelze mit einer Überhitzungstemperatur von maximal 25 K über der Liquidustemperatur abgegossen wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 oder 6, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß eine hinreichend große Anzahl zusätzliche AIN-Partikel mit einer Korngröße von maximal 100 nm durch Nitrieren des auf Fertigbanddicke kaltgewalzten Bandes gebildet wird.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß die Stahlschmelze mit zusätzlich einem oder mehreren der Elemente As, Sn, Sb, Te und Bi jeweils bis zu 0,2 Masse-' vergossen wird.
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